JP2014209635A - 永久磁石 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｆｅを含むＳｍ−Ｃｏ系磁石の高い磁化や保磁力を保ちつつ、角型性を向上させた永久磁石を提供する。
【解決手段】実施形態の永久磁石は、組成式：Ｒ（Ｆｅ_pＭ_qＣｕ_rＣｏ_1-p-q-r）_z（Ｒ：希土類元素、Ｍ：Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種、０．３＜ｐ≦０．４５、０．０１≦ｑ≦０．０５、０．０１≦ｒ≦０．１、５．６≦ｚ≦９）で表される組成を有し、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相と粒界相とプレートレット相とを含む金属組織を備え、かつ角型比が８７％以上である。
【選択図】図１

Description

本発明の実施形態は、永久磁石に関する。

高性能な永久磁石としては、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石やＮｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石等の希土類磁石が知られている。ハイブリッド自動車（ＨＥＶ）や電気自動車（ＥＶ）のモータに永久磁石を使用する場合、永久磁石には耐熱性が求められる。ＨＥＶやＥＶ用モータには、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石のＮｄの一部をＤｙで置換して耐熱性を高めた永久磁石が用いられている。Ｄｙは希少元素の一つであるため、Ｄｙを使用しない永久磁石が求められている。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石は、Ｄｙを使用しない系で優れた耐熱性を示すことが知られているものの、Ｎｄ−Ｆｅ−Ｂ系磁石に比べて（ＢＨ）_maxが小さいという難点を有している。

永久磁石の（ＢＨ）_maxの値を決める要因としては、残留磁化と保磁力に加えて、ヒステリシスループの角型性が挙げられる。残留磁化が大きい磁石であっても、角型性が悪い場合には、（ＢＨ）_max値は残留磁化の大きさから期待される理論値より低くなる。高い（ＢＨ）_max値を実現するためには、磁化が大きいことに加えて、角型性が良いことが求められる。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の磁化を高めるためには、Ｃｏの一部をＦｅで置換すると共に、Ｆｅ濃度を高めることが有効である。しかし、Ｆｅ濃度が高い組成領域ではＳｍ−Ｃｏ系磁石の角型性が悪化する傾向にある。そこで、高Ｆｅ濃度のＳｍ−Ｃｏ系磁石において、高い磁化や保磁力を保ちつつ、角型性を高める技術が求められている。

特開２０１０−１２１１６７号公報 特開２０１１−１１４２３６号公報

本発明が解決しようとする課題は、Ｆｅを含むＳｍ−Ｃｏ系磁石の高い磁化や保磁力を保ちつつ、角型性を向上させることを可能にした永久磁石とそれを用いたモータおよび発電機を提供することにある。

実施形態の永久磁石は、
組成式：Ｒ（Ｆｅ_pＭ_qＣｕ_rＣｏ_1-p-q-r）_z
（式中、ＲはＳｍ、Ｃｅ、Ｎｄ、ＰｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれ、５０原子％以上がＺｒである少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ原子比で、０．３＜ｐ≦０．４５、０．０１≦ｑ≦０．０５、０．０１≦ｒ≦０．１、５．６≦ｚ≦９を満足する数である）
で表される組成を有する。実施形態の永久磁石は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相と粒界相とプレートレット相とを含む金属組織を備え、かつ角型比が８７％以上である。

実施形態による永久磁石の金属組織を拡大して示すＴＥＭ像である。 実施形態による永久磁石の磁化曲線の一例を示す図である。 実施形態の永久磁石モータを示す図である。 実施形態の可変磁束モータを示す図である。 実施形態の発電機を示す図である。

以下、実施形態の永久磁石について説明する。この実施形態の永久磁石は、
組成式：Ｒ（Ｆｅ_pＭ_qＣｕ_rＣｏ_1-p-q-r）_z …（１）
（式中、Ｒは希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ原子比で、０．３＜ｐ≦０．４５、０．０１≦ｑ≦０．０５、０．０１≦ｒ≦０．１、５．６≦ｚ≦９を満足する数である）
で表される組成を有する。実施形態の永久磁石は、Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相と粒界相とプレートレット相とを含む金属組織を備え、かつ粒界相におけるＣｕ濃度の空間分布が標準偏差で５以下とされている。

組成式（１）において、元素Ｒとしてはイットリウム（Ｙ）を含む希土類元素から選ばれる少なくとも１種の元素が使用される。元素Ｒはいずれも磁石材料に大きな磁気異方性をもたらし、高い保磁力を付与するものである。元素Ｒとしてはサマリウム（Ｓｍ）、セリウム（Ｃｅ）、ネオジム（Ｎｄ）およびプラセオジム（Ｐｒ）から選ばれる少なくとも１種を用いることがより好ましく、特にＳｍを使用することが望ましい。元素Ｒの５０原子％以上をＳｍとすることで、永久磁石の性能、とりわけ保磁力を再現性よく高めることができる。さらに、元素Ｒの７０原子％以上がＳｍであることが望ましい。

元素Ｒは、元素Ｒとそれ以外の元素（Ｆｅ、Ｍ、Ｃｕ、Ｃｏ）との原子比が１：５．６〜１：９の範囲（ｚ値として５．６〜９の範囲／元素Ｒの含有量として１０〜１５原子％の範囲）となるように配合される。元素Ｒの含有量が１０原子％未満であると、多量のα−Ｆｅ相が析出して十分な保磁力が得られない。一方、元素Ｒの含有量が１５原子％を超えると、飽和磁化の低下が著しくなる。元素Ｒの含有量は１０．２〜１４原子％の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１０．５〜１２．５原子％の範囲である。

元素Ｍとしては、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）およびハフニウム（Ｈｆ）から選ばれる少なくとも１種の元素が用いられる。元素Ｍを配合することによって、高いＦｅ濃度の組成で大きな保磁力を発現させることができる。元素Ｍの含有量は元素Ｒ以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ）の総量の１〜５原子％（０．０１≦ｑ≦０．０５）の範囲とする。ｑ値が０．０５を超えると磁化の低下が著しく、またｑ値が０．０１未満であるとＦｅ濃度を高める効果が小さい。元素Ｍの含有量は０．０１２≦ｑ≦０．０４であることがより好ましく、さらに好ましくは０．０１５≦ｑ≦０．０３である。

元素ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれであってもよいが、少なくともＺｒを含むことが好ましい。特に、元素Ｍの５０原子％以上をＺｒとすることによって、永久磁石の保磁力を高める効果をさらに向上させることができる。一方、元素Ｍの中でＨｆはとりわけ高価であるため、Ｈｆを使用する場合においても、その使用量は少なくすることが好ましい。Ｈｆの含有量は元素Ｍの２０原子％未満とすることが好ましい。

銅（Ｃｕ）は永久磁石に高い保磁力を発現させるための元素である。Ｃｕの配合量は元素Ｒ以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ）の総量の１〜１０原子％（０．０１≦ｒ≦０．１）の範囲とする。ｒ値が０．１を超えると磁化の低下が著しく、またｒ値が０．０１未満であると高い保磁力を得ることが困難となる。Ｃｕの配合量は０．０２≦ｒ≦０．１とすることがより好ましく、さらに好ましくは０．０３≦ｒ≦０．０８である。

鉄（Ｆｅ）は主として永久磁石の磁化を担うものである。Ｆｅを多量に配合することによって、永久磁石の飽和磁化を高めることができる。ただし、Ｆｅの含有量が過剰になりすぎると、α−Ｆｅ相の析出等により保磁力が低下する。Ｆｅの配合量は元素Ｒ以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ）の総量の３０原子％を超えて４５原子％以下（０．３＜ｐ≦０．４５）の範囲とする。Ｆｅの配合量は０．３１≦ｐ≦０．４４であることがより好ましく、さらに好ましくは０．３２≦ｐ≦０．４３である。

コバルト（Ｃｏ）は永久磁石の磁化を担うと共に、高い保磁力を発現させるために必要な元素である。さらに、Ｃｏを多く含有するとキュリー温度が高くなり、永久磁石の熱安定性も向上する。Ｃｏの配合量が少ないとこれらの効果が小さくなる。しかし、永久磁石に過剰にＣｏを含有させると相対的にＦｅの含有量が減るため、磁化の低下を招くおそれがある。Ｃｏの含有量はｐ、ｑ、ｒで規定される範囲（１−ｐ−ｑ−ｒ）とする。

Ｃｏの一部はニッケル（Ｎｉ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、ケイ素（Ｓｉ）、ガリウム（Ｇａ）、ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、およびタングステン（Ｗ）から選ばれる少なくとも１種の元素Ａで置換してもよい。これらの置換元素は磁石特性、例えば保磁力の向上に寄与する。ただし、元素ＡによるＣｏの過剰な置換は磁化の低下を招くおそれがあるため、元素Ａによる置換量はＣｏの２０原子％以下（０≦ｓ≦０．２）の範囲とする。なお、実施形態の磁石材料は酸化物等の不可避的不純物を含有することを許容する。

この実施形態のＳｍＣｏ系磁石は、高温相であるＴｂＣｕ₇型結晶相（ＴｂＣｕ₇型構造を有する結晶相／１−７相）を前駆体とし、これに時効処理等を施して形成した相分離組織、すなわち主相としてのＴｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相（Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型構造を有する相／２−１７相）とＣａＣｕ₅型結晶相（ＣａＣｕ₅型構造を有する結晶相／１−５相）等からなる粒界相とプレートレット相とを含む金属組織を備えている。相分離後の金属組織は、セル構造と呼ばれる二次構造となる。

上述した金属組織は、時効処理後の試料の磁化容易軸方向（結晶のｃ軸方向）に垂直な方向から見たＴＥＭ像（透過電子顕微鏡像）によって観察される。図１は実施形態のＳｍＣｏ系型磁石のＴＥＭ像の一例である。図１に示すように、時効処理後のＴＥＭ像で主に観察される組織は、主相である１−７相（セル相）と粒界相である１−５相（セル壁相）とプレートレット相である。セル相は粒径が５０〜２００ｎｍ程度の結晶粒である。セル相は金属組織を構成する相（全構成相）の大部分を占めるものであり、ＳｍＣｏ系型磁石の主相である。ここで、主相とは全構成相のうち体積比が最大の相を意味し、その体積比は５０％以上であることが好ましく、さらに好ましくは７０％以上である。

セル壁相はセル相の粒界に板状に存在する相であり、相の幅は数ｎｍ〜１０ｎｍ程度である。プレートレット相は複数の結晶粒を横断するように存在する板状の相であり、セル相のｃ軸方向と垂直に存在する。このため、１つのドメイン内ではプレートレット相同士は並行に観察される。各相は組成面でも特徴があり、セル壁相はセル相（主相）に対してＣｕ濃度が数倍高く、プレートレット相はセル相（主相）に対してＺｒ等の元素Ｍの濃度が数倍高い。具体例を挙げると、セル相のＣｕ濃度が３原子％程度で、Ｚｒ濃度が１．５原子％程度である試料において、セル壁相のＣｕ濃度は２０原子％程度で、プレートレット相のＺｒ濃度は４．５原子％程度である。

この実施形態のＳｍ−Ｃｏ系磁石は、２−１７相からなる主相（セル相）と１−５相等からなる粒界相（セル壁相）とプレートレット相以外の結晶相や非晶質相を含んでいてもよい。その他の相としては、元素Ｍの濃度がセル相より高いＭリッチ相や元素ＲとＦｅを主成分とする化合物相等が考えられるが、その量は不純物相程度の量であることが好ましい。実施形態の永久磁石を構成する金属組織は、実質的にセル相とセル壁相とプレートレット相とからなることが好ましい。

なお、この実施形態の永久磁石の組成は、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ：高周波誘導結合プラズマ）発光分光分析法により測定することができる。また、各相の体積比率は電子顕微鏡や光学顕微鏡による観察、Ｘ線回折等を併用して総合的に判断されるが、永久磁石断面（磁化困難軸面）を撮影した透過型電子顕微鏡写真の面積分析法により求めることができる。永久磁石の断面は、製品の表面の最大面積を有する面の実質的に中央部の断面を用いるものとする。

２−１７相（セル相）の粒界に析出した１−５相（セル壁相）の磁壁エネルギーは、２−１７相の磁壁エネルギーに比べて大きく、この磁壁エネルギーの差が磁壁移動の障壁となる。Ｓｍ₂Ｃｏ₁₇型磁石においては、磁壁エネルギーの大きい１−５相等がピンニングサイトとして働くことによって、磁壁ピニング型の保磁力が発現するものと考えられる。ここで、磁壁エネルギーの差は主にＣｕの濃度差により生じているものと考えられる。セル壁相のＣｕ濃度がセル相内のＣｕ濃度より高ければ、保磁力が発現するものと考えられる。このため、セル壁相はセル相のＣｕ濃度の１．２倍以上のＣｕ濃度を有していることが好ましい。これによって、セル壁相を磁壁のピンニングサイトとして十分に機能させることができ、十分な保磁力を得ることが可能となる。

セル相の粒界に存在するセル壁相（粒界相）の代表例としては、上述した１−５相が挙げられるが、必ずしもこれに限定されるものではない。セル壁相がセル相のＣｕ濃度の１．２倍以上のＣｕ濃度を有している場合に、セル壁相を磁壁のピンニングサイトとして十分に機能させることができ、これによって高保磁力を得ることが可能となる。従って、セル壁相は上記したようなＣｕリッチな相であればよい。１−５相以外のセル壁相としては、高温相（相分離前の組織）である１−７相や、１−７相の相分離の初期段階に生じる１−５相の前駆体相等が挙げられる。

上述したように、ＣｕはＳｍＣｏ系磁石に高い保磁力を発現させるために必須の元素である。Ｃｕは時効処理等により生成するセル壁相に富化され、これによりセル壁相が磁壁のピンニングサイトとして働くことで、保磁力が発現すると考えられる。Ｓｍ−Ｃｏ系磁石には、磁化や保磁力に加えて（ＢＨ）_maxを高めることが求められている。前述したように、永久磁石の（ＢＨ）_maxの値を決める要因としては、残留磁化と保磁力に加えて、ヒステリシスループの角型性が挙げられる。残留磁化が大きい磁石であっても、角型性が悪い場合には、（ＢＨ）_max値は残留磁化の大きさから期待される理論値より低くなる。

Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の磁化を高めるためには、Ｃｏの一部をＦｅで置換すると共に、Ｆｅ濃度を高めることが有効である。このため、実施形態のＳｍ−Ｃｏ系はＦｅの配合量を元素Ｒ以外の元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍ）の総量の３０原子％を超えて４５原子％以下の範囲（０．３＜ｐ≦０．４５）としている。しかし、Ｆｅ濃度が高い組成領域ではＳｍ−Ｃｏ系磁石のヒステリシスループの角型性が悪化する傾向にある。このような角型性の悪化は、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の（ＢＨ）_maxを低下させる要因となる。

本発明者らは、上記した角型性を悪化させる原因について鋭意検討した結果、Ｆｅ濃度が高い組成域においてはセル壁相のＣｕ濃度にばらつきが発生しやすくなり、これによって磁壁のピンニングポテンシャルが大きいセル壁相とピンニングポテンシャルが小さいセル壁相とが生じることを見出した。上述したように、セル壁相はＣｕ濃度によって磁壁エネルギーが変化するため、Ｃｕ濃度の大きく異なるセル壁相同士では、磁壁のピンニングポテンシャルの大きさも異なることになる。

磁壁のピニングポテンシャルがセル壁相によって異なる場合には、磁壁移動の容易な領域と困難な領域とが存在することになる。このため、外部磁場を加えた際の磁壁移動が、Ｃｕ濃度が低いセル壁相で囲われたセル相からＣｕ濃度が高いセル壁相で囲われたセル相に向けて段階的に起こるようになる。従って、Ｆｅ濃度が高い組成を有するＳｍ−Ｃｏ系磁石においては、ヒステリシスループの角型性が悪くなるものと考えられる。このようなセル壁相のＣｕ濃度の分布に影響される角型性を高めるためには、セル壁相のＣｕ濃度の空間分布を均一化することが有効である。

そこで、この実施形態のＳｍ−Ｃｏ系磁石においては、セル壁相（粒界相）におけるＣｕ濃度の空間分布を標準偏差で５以下としている。このようなＣｕ濃度の空間分布を有するセル壁相を適用することで、高Ｆｅ濃度を有するＳｍ−Ｃｏ系磁石のヒステリシスループの角型性を良好にすることが可能となる。すなわち、高Ｆｅ濃度に基づいてＳｍ−Ｃｏ系磁石に付与した高い磁化や、相分離組織やセル相とセル壁相とのＣｕ濃度差等に基づくＳｍ−Ｃｏ系磁石の高保磁力を維持しつつ、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石のヒステリシスループの角型性を良好にすることによって、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石の（ＢＨ）_maxの値を向上させることができる。従って、高性能なＳｍ−Ｃｏ系磁石を提供することが可能となる。

なお、ここでは角型性を表す指標として、便宜上角型比を以下のように定義する。すなわち、角型比は式（２）で表される（ＢＨ）_maxの理論値に対する（ＢＨ）_maxの実測値の比率を示すものとする。（ＢＨ）_maxの理論値は、測定された残留磁化（Ｂｒ）の値から式（３）により計算される値を示すものとする。
角型比＝（ＢＨ）_maxの実測値／（ＢＨ）_maxの理論値×１００（％） …（２）
（ＢＨ）_maxの理論値＝Ｂｒ×Ｂｒ／１６π×１０⁴ …（３）

図２は実施形態のＳｍ−Ｃｏ系磁石の磁化曲線の一例を従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石と比較して示す図である。図２に磁化曲線を示す実施形態のＳｍ−Ｃｏ系磁石と従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石とは、それぞれ同一組成を有しており、さらにそれぞれ２−１７相からなる主相（セル相）と粒界相（セル壁相）とプレートレット相とを含む金属組織を備えているものの、実施形態のＳｍ−Ｃｏ系磁石は粒界相におけるＣｕ濃度の空間分布が標準偏差で５以下であるのに対して、従来のＳｍ−Ｃｏ系磁石は粒界相におけるＣｕ濃度の空間分布が標準偏差で５を超えている。図２から明らかなように、実施形態のＳｍ−Ｃｏ系磁石はヒステリシスループの角型性が良好であることが分かる。

セル壁相（粒界相）におけるＣｕ濃度の空間分布は、溶体化処理や時効処理等の熱処理条件によって変化する。セル壁相のＣｕ濃度の空間分布を均一化するためには、後に詳述するように、溶体化処理の処理温度や処理時間を制御することが有効である。時効処理に関しては、本時効処理の前にその温度より低い温度で予備時効処理を行うことが有効である。さらに、予備時効処理や本時効処理の処理温度、処理時間、処理後の冷却速度を厳密に制御すること等が有効である。

さらに、Ｓｍ−Ｃｏ系磁石のヒステリシスループの角型性は、粒界相のＭ濃度（α）に対するプレートレット相のＭ濃度（β）の比（β／α）によっても影響される。すなわち、粒界相とプレートレット相のＭ濃度比（β／α）が高すぎるということは、Ｚｒに代表される元素Ｍの拡散が十分に進行していないことを意味する。このような場合には、元素Ｍの組成均一性のみならず、Ｃｕの組成均一性も低くなりやすい。このため、Ｃｕ濃度の空間分布の均一性を高める上で、粒界相とプレートレット相のＭ濃度比（β／α）は３未満とすることが好ましい。ただし、粒界相とプレートレット相のＭ濃度比（β／α）が１以下になると、本来Ｍ濃度が高いプレートレット相と粒界相のＭ濃度が逆転し、プレートレット相が拡散パスとして機能しなくなるため、粒界相とプレートレット相のＭ濃度比（β／α）は１を超えることが好ましい。

上述した各構成相の元素濃度は、透過電子顕微鏡によるエネルギー分散型Ｘ線分析によって測定される。透過電子顕微鏡像およびエネルギー分散型Ｘ線分析の具体的な測定方法を以下に示す。まず、時効処理を施した焼結体あるいは合金で、消磁状態にあるものを磁化容易軸に平行に切断して板状試料とする。その際、試料は焼結体あるいは合金の表面から１ｍｍ以上内側から採取する。その後、ＦＩＢ（集束イオンビーム）にて薄板化し、透過電子顕微鏡用観察試料を得る。測定は透過電子顕微鏡にて加速電圧２００kＶ、倍率１０万倍で行い、セル状構造がはっきり見えるように調整する。エネルギー分散型Ｘ線分析は、上記視野にて各構成相の元素濃度の分析を行う。

粒界相におけるＣｕ濃度の空間分布は、以下のようにして測定する。まず、セル壁相部分のＣｕ濃度（原子％）の分析を行う。その際、測定箇所としてセル壁相厚さの中心を選び、１０箇所以上を測定する。ただし、それぞれの測定点はお互い１５０ｎｍ以上離れているように選択する。上記測定データからＣｕ濃度の標準偏差（σ）を算出する。

粒界相のＭ濃度（α）とプレートレット相のＭ濃度（β）の比（β／α）は、以下のようにして測定する。まず、セル壁相部分のＭ濃度（原子％）の分析を行う。その際、測定箇所としてセル壁相の厚さの中心を選び、１０箇所以上を測定する。ただし、それぞれの測定点はお互い１５０ｎｍ以上離れているように選択する。次いで、プレートレット相部分のＭ濃度（原子％）の分析を行う。その際、測定箇所としてプレートレット相の厚さの中心を選び、平行に観察されるプレートレット相の１０本以上で測定する。セル壁相およびプレートレット相のそれぞれの測定データからＭ濃度の平均値を算出し、これら平均値をそれぞれ粒界相のＭ濃度（α）とプレートレット相のＭ濃度（β）とし、これらの比（β／α）を算出する。

この実施形態の永久磁石は、例えば以下のようにして作製される。まず、所定量の元素を含む合金粉末を作製する。合金粉末は、例えばストリップキャスト法でフレーク状の合金薄帯を作製した後に粉砕して調製される。ストリップキャスト法では、合金溶湯を周速０．１〜２０ｍ／秒で回転する冷却ロールに傾注し、連続的に厚さ１ｍｍ以下に凝固させた薄帯を得ることが好ましい。冷却ロールの周速が０．１ｍ／秒未満であると薄帯中に組成のばらつきが生じやすく、周速が２０ｍ／秒を超えると結晶粒が単磁区サイズ以下に微細化し、良好な磁気特性が得られない。冷却ロールの周速は０．３〜１５ｍ／秒の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは０．５〜１２ｍ／秒の範囲である。

合金粉末はアーク溶解法や高周波溶解法による溶湯を鋳造して得られた合金インゴットを粉砕して調製してもよい。合金粉末の他の調製方法としては、メカニカルアロイング法やメカニカルグラインディング法、ガスアトマイズ法、還元拡散法等が挙げられ、これらの方法で調製した合金粉末を用いてもよい。このようにして得られた合金粉末または粉砕前の合金に対し、必要に応じて熱処理を施して均質化してもよい。フレークやインゴットの粉砕はジェットミルやボールミル等を用いて実施される。粉砕は合金粉末の酸化を防止するために、不活性ガス雰囲気中や有機溶媒中で行うことが好ましい。

次に、電磁石等の中に設置した金型内に合金粉末を充填し、磁場を印加しながら加圧成形することによって、結晶軸を配向させた圧粉体を作製する。この圧粉体を１１００〜１３００℃の温度で０．５〜１５時間焼結して緻密な焼結体を得る。焼結温度が１１００℃未満であると焼結体の密度が不十分となり、１３００℃を超えるとＳｍ等の希土類元素が蒸発して良好な磁気特性が得られない。焼結温度は１１５０〜１２５０℃の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１１８０〜１２３０℃の範囲である。

また、焼結時間が０．５時間未満の場合には、焼結体の密度が不均一になるおそれがある。一方、焼結時間が１５時間を超えると、Ｓｍ等の希土類元素が蒸発して良好な磁気特性が得られない。焼結時間は１〜１０時間の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１〜４時間の範囲である。圧粉体の焼結は酸化を防止するために、真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で行うことが好ましい。

得られた焼結体に対して、溶体化処理および時効処理を施して結晶組織を制御する。溶体化処理は相分離組織の前駆体である１−７相を得るために、１１１０〜１２００℃の範囲の温度で０．５〜２４時間熱処理することが好ましい。１１１０℃未満の温度および１２００℃を超える温度では、溶体化処理後の試料中の１−７相の割合が小さく、良好な磁気特性が得られない。また、１−７相内の各元素の濃度分布を十分に均一化することができないおそれがある。溶体化処理温度は１１２０〜１１８０℃の範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは１１２０℃〜１１７０℃の範囲である。

溶体化処理時間が０．５時間未満の場合には、構成相が不均一になりやすく、さらに１−７相内の各元素の濃度分布を十分に均一化することができないおそれがある。また、２４時間を超えて溶体化処理を行うと、焼結体中のＳｍ等の希土類元素が蒸発する等して、良好な磁気特性が得られないおそれがある。溶体化処理時間は１〜１２時間の範囲とすることがより好ましく、さらに好ましくは１〜８時間の範囲である。溶体化処理は酸化防止のために、真空中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で行うことが好ましい。

次に、溶体化処理後の焼結体に時効処理を施す。時効処理は結晶組織を制御し、磁石の保磁力を高める処理である。さらに、粒界相のＣｕ濃度の空間分布を均一化する上で、本時効処理（第２時効処理）の前に、それより低温で予備時効処理（第１時効処理）を行うことが好ましい。第１時効処理は、５００〜９００℃の温度で０．５〜１０時間保持した後、０．１〜５℃／分の冷却速度で２０〜４５０℃の温度まで徐冷することが好ましい。このような条件下で第１時効処理を実施することによって、粒界相のＣｕ濃度の空間分布を均一化することができる。また、粒界相とプレートレット相のＭ濃度比（β／α）も良好な範囲に制御することができる。

第２時効処理は、７００〜９００℃の温度で１０〜１００時間保持した後、０．１〜５℃／分の冷却速度で２０〜６００℃の温度まで徐冷し、引き続いて室温まで冷却することが好ましい。このような条件下で第２時効処理を実施することによって、相分離組織を有するＳｍ−Ｃｏ系磁石の保磁力等を向上させることが可能となる。第２時効処理の処理温度Ｔ２は、第１時効処理の処理温度Ｔ１より高く設定する（Ｔ２＞Ｔ１）することが好ましく、これにより粒界相のＣｕ濃度の空間分布を均一化ことができる。時効処理は酸化防止のために、真空中やアルゴンガス等の不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。

第１時効処理温度が５００℃未満または９００℃を超える場合には、保磁力の低下や角型性の悪化を招くおそれがある。第１時効処理温度は６００〜８５０℃であることがより好ましく、さらに好ましくは７００〜８５０である。第１時効処理時間が０．５時間未満の場合には、保磁力の低下や角型性の悪化を招くおそれがある。一方、第１時効処理時間が１０時間を超える場合には、生産性が低下してコストが増大する。第１時効処理時間は１〜５時間であることがより好ましい。

また、第１時効熱処理後の冷却速度が０．１℃／分未満の場合には、生産性が低下してコストが増大する。第１時効熱処理後の冷却速度が５℃／分を超えると、角型性の悪化を招くおそれがある。第１時効熱処理後の冷却速度は０．５〜４℃／分の範囲とすることより好ましく、さらに好ましくは１〜３℃／分の範囲である。

第２時効処理温度が７００℃未満または９００℃を超える場合には、均質なセル相とセル壁相との混合組織を得ることができず、永久磁石の磁気特性が低下するおそれがある。時効処理温度は７５０〜８８０℃であることがより好ましく、さらに好ましくは７８０〜８５０℃である。第２時効処理時間が１０時間未満の場合には、１−７相からセル壁相の析出が十分に完了しないおそれがある。一方、保持時間が１００時間を超える場合には、セル壁相の厚さが厚くなることでセル相の体積分率が低下したり、また結晶粒が粗大化することで、良好な磁石特性が得られないおそれがある。第２時効処理時間は１０〜９０時間であることがより好ましく、さらに好ましくは２０〜８０時間である。

また、第２時効熱処理後の冷却速度が０．１℃／分未満の場合には、生産性が低下してコストが増大する。第２時効熱処理後の冷却速度が５℃／分を超えると、均質なセル相とセル壁相との混合組織を得ることができず、永久磁石の磁気特性が低下するおそれがある。第２時効熱処理後の冷却速度は０．３〜４℃／分の範囲とすることより好ましく、さらに好ましくは０．５〜３℃／分の範囲である。

この実施形態の永久磁石は、各種モータや発電機に使用することができる。また、可変磁束モータや可変磁束発電機の固定磁石や可変磁石として使用することも可能である。この実施形態の永久磁石を用いることによって、各種のモータや発電機が構成される。この実施形態の永久磁石を可変磁束モータに適用する場合、可変磁束モータの構成やドライブシステムには、特開２００８−２９１４８号公報や特開２００８−４３１７２号公報に開示されている技術を適用することができる。

次に、実施形態のモータと発電機について、図面を参照して説明する。図３は実施形態による永久磁石モータを示している。図３に示す永久磁石モータ１において、ステータ（固定子）２内にはロータ（回転子）３が配置されている。ロータ３の鉄心４中には、実施形態の永久磁石５が配置されている。実施形態の永久磁石の特性等に基づいて、永久磁石モータ１の高効率化、小型化、低コスト化等を図ることができる。

図４は実施形態による可変磁束モータを示している。図４に示す可変磁束モータ１１において、ステータ（固定子）１２内にはロータ（回転子）１３が配置されている。ロータ１３の鉄心１４中には、実施形態の永久磁石が固定磁石１５および可変磁石１６として配置されている。可変磁石１６の磁束密度（磁束量）は可変することが可能とされている。可変磁石１６はその磁化方向がＱ軸方向と直交するため、Ｑ軸電流の影響を受けず、Ｄ軸電流により磁化することができる。ロータ１３には磁化巻線（図示せず）が設けられている。この磁化巻線に磁化回路から電流を流すことによって、その磁界が直接に可変磁石１６に作用する構造となっている。

実施形態の永久磁石によれば、前述した製造方法の各種条件を変更することによって、例えば保磁力が５００ｋＡ／ｍを超える固定磁石１５と保磁力が５００ｋＡ／ｍ以下の可変磁石１６とを得ることができる。なお、図４に示す可変磁束モータ１１においては、固定磁石１５および可変磁石１６のいずれにも実施形態の永久磁石を用いることが可能であるが、いずれか一方の磁石に実施形態の永久磁石を用いてもよい。可変磁束モータ１１は、大きなトルクを小さい装置サイズで出力可能であるため、モータの高出力・小型化が求められるハイブリッド車や電気自動車等のモータに好適である。

図５は実施形態による発電機を示している。図５に示す発電機２１は、実施形態の永久磁石を用いたステータ（固定子）２２を備えている。ステータ（固定子）２２の内側に配置されたロータ（回転子）２３は、発電機２１の一端に設けられたタービン２４とシャフト２５を介して接続されている。タービン２４は、例えば外部から供給される流体により回転する。なお、流体により回転するタービン２４に代えて、自動車の回生エネルギー等の動的な回転を伝達することによって、シャフト２５を回転させることも可能である。ステータ２２とロータ２３には、各種公知の構成を採用することができる。

シャフト２５はロータ２３に対してタービン２４とは反対側に配置された整流子（図示せず）と接触しており、ロータ２３の回転により発生した起電力が発電機２１の出力として相分離母線および主変圧器（図示せず）を介して、系統電圧に昇圧されて送電される。発電機２１は、通常の発電機および可変磁束発電機のいずれであってもよい。なお、ロータ２３にはタービン２からの静電気や発電に伴う軸電流による帯電が発生する。このため、発電機２１はロータ２３の帯電を放電させるためのブラシ２６を備えている。

次に、実施例およびその評価結果について述べる。

（実施例１）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中でアーク溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを乳鉢粉砕により粗粉砕した後、ジェットミルで微粉砕して平均粒径が５μｍの合金粉末を調製した。合金粉末を１．５Ｔの磁界中でプレス圧１ｔにてプレスして圧粉体とした後、Ａｒ雰囲気中にて１２００℃で３時間保持して焼結し、引き続いて１１７０℃で３時間の溶体化処理を実施して焼結体を作製した。

次いで、溶体化処理後の焼結体に第１時効処理として７８０℃×３時間の条件で熱処理を施した後、１℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、第２時効処理として８５０℃×１０時間の条件で熱処理を施した後、１℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。第１および第２時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（実施例２）
実施例１と同一組成となるように各原料を秤量した後、Ａｒガス雰囲気中でアーク溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを乳鉢粉砕により粗粉砕し、ジェットミルで微粉砕して平均粒径が４μｍの合金粉末を調製した。合金粉末を１．５Ｔの磁界中でプレス圧１ｔにてプレスして圧粉体とした後、Ａｒ雰囲気中にて１１９０℃で３時間保持して焼結し、引き続いて１１５０℃で５時間の溶体化処理を実施して焼結体を作製した。

次いで、溶体化処理後の焼結体に第１時効処理として７３０℃×１．５時間の条件で熱処理を施した後、１．５℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷した。引き続いて、第２時効処理として８５０℃×１５時間の条件で熱処理を施した後、１．５℃／分の冷却速度で５００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。第１および第２時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。得られた焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（実施例３〜６）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中でアーク溶解して合金インゴットを作製した。得られた合金インゴットをＡｒ雰囲気中にて１１７０℃で１時間熱処理した後、合金インゴットを乳鉢粉砕により粗粉砕し、さらにボールミルで微粉砕して平均粒径が４μｍの合金粉末を調製した。合金粉末を１．５Ｔの磁界中でプレス圧１ｔにてプレスして圧粉体とした。圧粉体をＡｒ雰囲気中にて１１９０℃で３時間保持して焼結し、引き続いて１１５０℃で３時間の溶体化処理を実施して焼結体を作製した。

次いで、溶体化処理後の焼結体に第１時効処理として７２０℃×２時間の条件で熱処理を施した後、１．５℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、第２時効処理として８１０℃×５０時間の条件で熱処理を施した後、１℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。第１および第２時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（実施例７〜９）
各原料を表１に示す組成となるように秤量した後、Ａｒガス雰囲気中でアーク溶解して合金インゴットを作製した。合金インゴットを石英製のノズルに装填し、高周波誘導加熱で溶融した後、溶湯を周速０．６ｍ／秒で回転する冷却ロールに傾注し、連続的に凝固させて合金薄帯を作製した。この合金薄帯を粗粉砕した後、ジェットミルにより微粉砕して平均粒径が４μｍの合金粉末を調製した。合金粉末を１．５Ｔの磁界中でプレス圧１ｔにてプレスして圧粉体とした。圧粉体をＡｒ雰囲気中にて１２００℃で１時間保持して焼結し、引き続いて１１７０℃で１０時間の溶体化処理を実施して焼結体を作製した。

次いで、溶体化処理後の焼結体に第１時効処理として７５０℃×２時間の条件で熱処理を施した後、１．５℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、第２時効処理として８５０℃×１０時間の条件で熱処理を施した後、１℃／分の冷却速度で６００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。第１および第２時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（比較例１）
実施例１と同一組成の合金粉末を用いて、実施例１と同一条件下で圧粉体を作製した。この圧粉体をＡｒ雰囲気中にて１２２０℃で３時間保持して焼結し、引き続いて１１８０℃で８時間の溶体化処理を実施して焼結体を作製した。次いで、溶体化処理後の焼結体に第１時効処理として７８０℃×１０時間の条件で熱処理を施した後、７℃／分の冷却速度で３００℃まで徐冷した。引き続いて、第２時効処理として８５０℃×５時間の条件で熱処理を施した後、０．５℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。第１および第２時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（比較例２）
実施例２と同一組成の合金粉末を用いて、実施例１と同一条件下で圧粉体を作製した。この圧粉体をＡｒ雰囲気中にて１２２０℃で１時間保持して焼結し、引き続いて１２１０℃で８時間の溶体化処理を実施して焼結体を作製した。次いで、溶体化処理後の焼結体に第１時効処理として８００℃×８時間の条件で熱処理を施した後、７℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、第２時効処理として８４０℃×３時間の条件で熱処理を施した後、５℃／分の冷却速度で４００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。第１および第２時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

（比較例３〜９）
実施例３〜９と同一組成の合金粉末を用いて、実施例３〜９と同一条件下で圧粉体を作製した。この圧粉体をＡｒ雰囲気中にて１２２０℃で３時間保持して焼結し、引き続いて１２１０℃で２時間の溶体化処理を実施して焼結体を作製した。次いで、溶体化処理後の焼結体に第１時効処理として４００℃×７時間の条件で熱処理を施した後、３℃／分の冷却速度で２００℃まで徐冷した。引き続いて、第２時効処理として８５０℃×５時間の条件で熱処理を施した後、５℃／分の冷却速度で６００℃まで徐冷し、さらに室温まで冷却した。第１および第２時効処理はいずれもＡｒ雰囲気中で実施した。このようにして得た焼結磁石を後述する特性評価に供した。

上述した実施例１〜９および比較例１〜９の焼結磁石の金属組織をＴＥＭで観察した。その結果、いずれも２−１７相（セル相）と粒界相（セル壁相）とプレートレット相とを有していることが確認された。また、粒界相は２−１７相に対して１．２倍以上のＣｕ濃度を有していることが確認された。前述した方法に基づいて粒界相におけるＣｕ濃度の空間分布の標準偏差と粒界相とプレートレット相のＭ濃度比（β／α）を求めた。これらの結果を表２に示す。次に、各焼結磁石の磁気特性をＢＨトレーサで評価し、残留磁化と保磁力と（ＢＨ）_maxを測定した。さらに、測定した残留磁化と（ＢＨ）_maxの実測値とから前述した方法に基づいて角型比を求めた。各例の角型比を表２に示す。

表２から明らかなように、実施例１〜９の焼結磁石はいずれも角型比が高いことが分かる。これに対して、比較例１〜９の永久磁石は粒界相におけるＣｕ濃度の空間分布の標準偏差が低いため、十分な角型比が得られていない。また、残留磁化は実施例１〜５および比較例１〜５では１．１４〜１．２０Ｔ、実施例６〜９および比較例６〜９では１．１６〜１．２３Ｔであった。保磁力は実施例１〜５が１１００〜２０００ｋＡ／ｍ、実施例６〜９が８００〜１５００ｋＡ／ｍ、比較例１〜５が８００〜２０００ｋＡ／ｍ、比較例６〜９が５００〜１５００ｋＡ／ｍであった。比較例１〜９の永久磁石の（ＢＨ）_max値は、残留磁化の大きさから期待される理論値より低いことが確認された。

なお、本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施し得るものであり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると共に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。

１…永久磁石モータ、２…ステータ、３…ロータ、４…鉄心、５…永久磁石、１１…可変磁束モータ、１２…ステータ、１３…ロータ、１４…鉄心、１５…固定磁石、１６…可変磁石、２１…可変磁束発電機、２２…ステータ、２３…ロータ、２４…タービン、２５…シャフト、２６…ブラシ。

Claims (7)

1. 組成式：Ｒ（Ｆｅ_pＭ_qＣｕ_rＣｏ_1-p-q-r）_z
   （式中、ＲはＳｍ、Ｃｅ、Ｎｄ、ＰｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種の元素、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれ、５０原子％以上がＺｒである少なくとも１種の元素を示し、ｐ、ｑ、ｒおよびｚはそれぞれ原子比で、０．３＜ｐ≦０．４５、０．０１≦ｑ≦０．０５、０．０１≦ｒ≦０．１、５．６≦ｚ≦９を満足する数である）
   で表される組成を有する永久磁石であって、
   Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相と粒界相とプレートレット相とを含む金属組織を備え、かつ角型比が８７％以上である永久磁石。
2. 請求項１記載の永久磁石において、
   前記粒界相におけるＣｕ濃度の空間分布が標準偏差で５以下である永久磁石。
3. 請求項１または請求項２記載の永久磁石において、
   前記粒界相は、前記Ｔｈ₂Ｚｎ₁₇型結晶相のＣｕ濃度の１．２倍以上のＣｕ濃度を有する永久磁石。
4. 請求項１ないし請求項３のいずれか１項記載の永久磁石において、
   前記粒界相の元素Ｍの濃度（α）に対する前記プレートレット相の元素Ｍ（β）の濃度の比（β／α）が１を超えて３未満の範囲である永久磁石。
5. 請求項１ないし請求項４のいずれか１項記載の永久磁石において、
   前記組成式における元素Ｒは、ＳｍとＣｅ、Ｎｄ、ＰｒおよびＹから選ばれる少なくとも１種の元素とからなる永久磁石。
6. 請求項１ないし請求項５のいずれか１項記載の永久磁石において、
   前記組成式における元素Ｒの５０原子％以上がサマリウムである永久磁石。
7. 請求項１ないし請求項６のいずれか１項記載の永久磁石において、
   前記組成式におけるＣｏの２０原子％以下が、Ｎｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｎｂ、ＴａおよびＷから選ばれる少なくとも１種の元素Ａで置換されている永久磁石。

Images